AZ80 镁合金的高温拉伸变形行为.doc

AZ80镁合金的高温拉伸变形行为乔军，边福勃，何敏，王瑜辽宁科技大学材料与冶金学院，鞍山114051摘要：采用拉伸至断裂实验，在温度为300、350、400和450°C,应变率分别为10-2和10-3s-1条件下，研究AZ80镁合金的拉伸行为并采用变化应变率拉伸实验在5x10-5至2x10-2s-1的应变率范围内进行变形机制研究结果表明：该材料在400和450°C下具有超过100%的高伸长率，其应力指数为4.29，变形激活能为149.60kJ/mol初始细晶粒在均匀变形区的高温变形中较为稳定，其变形机制为晶界滑移和位错攀移蠕变的竞争机制基于该机制所建立的数学模型的模拟结果与实验数据吻合关键词：AZ80镁合金；拉伸行为；超塑性；蠕变；应力指数1•介绍镁（Mg）合金在大量节省和更换的钢和铝合金在汽车和因电子产品的应用中，已经取得了显著利益其含有密度低，比强度高，优良的抗震性［1,2］等特点到目前为止，镁合金的应用因为他们的低表已被大大限制，具有在室温下的成形性以及继承六方密堆晶体结构，只有两个积极和独立的基础滑移系幸运的是，在高活性棱柱和棱锥滑移系温度也促进位错蠕变，这是与对镁合金的延展性提高临界不太细化晶粒，并超塑性生产复杂的组件，可以在一定条件下不在室温下形成。

镁合金的强化高温延展性可以通过晶界的机制来实现滑动（GBS），溶质拖曳蠕变（SDC），和位错爬蠕变（DCC）这些机制通常由本构方程描述的结晶材料［3］来实现：.ADGb■C"(b]打—kTbj（1）-Q/RT)（2）其中£是蠕变速率，A是个与材料相关的常数，D是相应的扩散率；D0是指前因子，Q为激活能，R为气体常数，G为剪切模量，b为伯格斯向量，k是玻尔兹曼常数，T为绝对温度（K），d为粒径，是流动应力，P是晶粒尺寸指数,n为应力指数作为细粒超塑性由一个主要的机制，GBS有n=2经营的典型应力指数，在低应力晶界或晶内扩散GBS需要稳定为10微米，这是专门订货的晶粒尺寸，由高成本冶金及加工实现如粉末冶金技术，快速固化，等径角挤压［4-8］然而，GBS对总塑性应变的贡献随增加的应力或应变率而变化，因为晶体内的位错变得更加活跃，DCC主导变形有n>5DCC是由这与位错攀移速率控制空位扩散，且活化能约为相等的晶格自扩散［9,10］错位滑动和爬升顺序操作，并且较慢的决定错位速度和应变率因此，SDC可能占据主导地位，如果变形位错滑移可延缓由溶质拖曳力原子由于应力场之间的这种弹性交互作用，滑动错位与溶质原子会导致粘性下滑位错的，并且典型地呈现出应力指数N=3和活化能为溶质原子的化学扩散[11]。

SDC是不粒度敏感，p=0时，提高镁合金的延展性是很重要的AZ80合金具有约8%的高Al含量（AZ80合金质量分数）的特点，因此提供了更高的强度，降低成型性好，SDC的操作性能比AZ31高但是，高温变形相关的行为和机制，SDC和DCC等因素，故一直没深入研究了AZ80合金这个工作需要经过高温调查这些功能拉伸试验，显微组织观察和机制分析2.实验12毫米厚的AZ80板挤压065毫米的圆坯，然后降低到3.5毫米厚的热轧AZ80合金的化学组成示于表1中表一：AZ80合金的化学成分（质量分数％）A1MnZnNiCuFeBeMg8.50.320.670-0050.050.0050.02Bal.按图中所示的几何形状拉伸试件沿轧制方向取与退火2小时，在430°C条件下进行高温拉伸试验故障（EF）和应变率变化（SRC）分别为施加到上一个MTS810退火的试样该机搭载了三区电阻炉，两个热电偶接触的两端标本以确保±2°C温度偏差EF试验是在10-2应变速率和10-3S-1，和温度的300，350，400和450°C条件下进行，直到试样断裂SRC试验用来评价应力指数在温度为300350，400和450乜在每个SRC测试中，预应变施加到稳定测试系统和显微组织，随后进行5x10-52x10-2s-1的步骤，提高应变速率。

在每一步骤中，样品经历了一定的应变，直到达到稳态变形并分别用评估应力指数，根据真应力和真实应变率计算出负载和位移在退火，变形，断裂的微观条件，按照标准金相程序和5克2,4,6-三硝基苯酚，25毫升乙酸，100的蚀刻液，用JVCTK-350EG光学显微镜（OM）以及10毫升去离子水进行观察JSM6480LV的扫描电子显微镜（SEM）适用于EF标本，观察骨折类型T|Cl：25;4JJ]35丛I—357了RoHingsurface图1：为高温拉伸试验图试样的几何形状（单位：mm）3•结果与讨论3.1微观结构如图所示，退火的AZ80合金在水平滚动的方向具有等轴晶粒结构，与d的平均粒径为16微米图2：为AZ80合金在430°C退火，导向为水平滚动方向，2小时OM图象镁合金具有低Al含量，如Mg-0.7Al［12］和AZ31［6,9］蠕变机制和模型中，通常假设一个稳定的微观结构，因为这些材料具有相对较高的堆垛层错能量和动态再结晶的可能性低然而，堆放镁合金的错能显著随着铝含量减少堆垛层错能是78.0mJ/m2为纯镁，只有Mg-9%的Al为5.8mJ/m2［10］因此，有必要研究AZ80合金的显微组织稳定性的任何构模型。

AZ80合金的EF试验在400C和10-3s-1垂直方向上拉伸后的OM图像示于图3在均匀变形量规的微观结构，如图中所示图3(a)，是类似于在退火条件下，表明变形时在表上的微观结构是稳定的图3(b)可以看出，晶粒粗大发生断裂，这是类似的粗糙质地在类似的拉伸条件下进行超塑性的Al-Mg-Cu合金报道S0ER［13］，但在，没有观察到AZ31合金如在别处所述由作者研究［14］虽然该机制不能决定性地从本结果鉴定，粗颗粒被推测归因于在动态再结晶，这是由低堆垛层错能，位错密度的提高，以及位错缠结引起的高促进成核和新晶粒的传播应力断裂然而，应当指出的是，粗粮都伴随着微细晶粒，这表明通过原细晶粒的异常生长的另一种可能的机制，即第二次重结晶在挤压和热轧工艺，其中通过动态再结晶(第一重结晶)和晶粒长大有核新醅可通过诱导晶粒细化合金元素或结晶分散颗粒被禁止，实现了对合金的原始细颗粒纹理在高温拉伸变形，这些细小颗粒能迅速通过晶界迁移下的高应力缩颈区域增长因此，所观察到的晶粒粗大伴随微细晶粒可导致第二再结晶过程，其中，晶粒生长的抑制效果相比所施加的测试条件下显得较弱

这条河图案韧性断裂显示撕裂脊，酒窝，和蛀牙空腔进化，在450C比这更显著在400C下腔体可在核粒子间［15］或晶界［16］,并根据任何扩散机制，小腔或可塑性机制的大洞［17］成长用于本AZ80合金，颗粒刺激成核是不显著相关，而空腔最可能集结在晶界处，并与塑性变形成长50pm图4：后EF测试AZ80合金在10-3-1和不同温度下的SEM图像：（1）400°C,（B）450C下3.2高温拉伸行为正应力在以10-2的应变速率和EF测试10-3s-1的正应变曲线示于图5该材料表现出明显加强，接着在300到350C快速压力降，而较少强化后在400和450C跟稳定状态的变形，断裂伸长率在不同温度和应变速率下的值示于图6伸长率在300和350C下分别为低于100%，而在400伸长率和450C下分别为100%以上，和161.15%的最高混合物在400C和10-2秒-1下实现从400伸长率下降到450C，应归功于更强腔演化在450C下，如图4所示应变率变化（SRC）的测试数据示于双对数标度图图7为真实应变速率与真实应力E/兆帕弹性模量归=5.79x104-53.2T[10]在各温度下的线性关系表明，幕律观察，斜率表示压力指数（n）。

这两个区域可以根据到n来指定，一个是低的正区域从5x10-5至2x10-4秒-1,而另一个是从5x10-4至2x10-2秒-1的高n区域的应力指数，计算与线性回归方法，并总结于表2中从低n到最高n随应变速率在每个温度的过渡表示变形机制的转变图5：真实应力与在AZ80合金的真应变曲线伸长至破坏试验：（1）沪10-2秒-1;（2）s=10-3s-160IT405U.BU臥=omL1MJ3()0350400450Temperslure/DC图6：不同温度和应变速率下的伸长率图7:SRC测试数据绘制成真应变率与真应力补偿系数的关系表2：应力指数n线性回归的计算肝c-5幻乔芒空00*7SxlO5s1

三个区域是按照N值指定：低n区,其中n=1.79，1.78x109M-2

根据计算出的应力指数和激活能，位错攀移蠕变（DCC），是负责提高延展性和变形速率，通过晶格扩散由位错攀移控制然而，调查合金具有相对细晶粒结构和高Al含量，所以晶界滑移（GBS）和溶质拖曳蠕变（SDC）必须为可能的机制进行讨论5.0r4.5-图9：蠕变激活能的计算SDC工作通过溶质原子与位错的粗糙和稳定的微观结构之间的弹性相互作用延缓位错滑移在AZ80合金，Al原子要么于Mg17AI12相析出或溶解在Mg基体的溶质原子基于所述Mg-AI相图，在AZ80合金熔融Mg17Al12相的温度在约350°C，这表明大部分Mg17AI12相析出物溶解在400和450°C，和AI溶质原子可与位错相互作用，以协助SDC机制然而，根据显微组织的研究中，在最伸长的发生量规所研究的合金具有稳定的细粒结构（16微米）本细粒结构通常不便于显著SDC操作，但有利于GBS在高温和低应变速率扩散，需要一个优良稳定的微观结构在n的低应力指数区域n=1.79（高温度和低应变速率下），晶。